VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES STICKSTOFFLEGIERTEN, SPRÜHKOMPAKTIERTEN STAHLS, VERFAHREN ZU SEINER HERSTELLUNG

Beschreibung

[0001] Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines stickstofflegierten, ledeburitischen Stahls mit hoher Verschleißbeständigkeit.

[0002] Für Werkzeuge und Bauteile, die eine hohe Verschleißbeständigkeit erfordern, werden häufig ledeburitische Chromstähle eingesetzt. Derartige Stähle sind beispielsweise in der Stahl-Eisen-Liste unter den Werkstoffnummern 1.2080 (X210Cr12), 1.2201 (X165CrV12), 1.2376 (X96CrMoV12), 1.2378 (X220CrVMo12-2), 1.2379 (X155CrVMo12-1), 1.2380 (X220CrVMo13-4), 1.2436 (X210CrW12), 1.2601 (X165CrMoV12), 1.2880 (X165CrCoMo12) sowie 1.2884 (X210CrCoW12) angegeben. Die betreffenden Stähle weisen jeweils Kohlenstoffgehalte von mehr als 0,9 Masse-%, Chromgehalte von mehr als 10 Masse-% und verschiedene Zusätze der Elemente Molybdän, Vanadium und Wolfram auf. Sie werden hauptsächlich zur Herstellung von Werkzeugen und Bauelementen verwendet, die für das Trennen oder Kaltumformen von Metallen oder die Verarbeitung von Kunststoffen eingesetzt werden.

[0003] Die bekannten Stähle der vorstehend erläuterten Art werden in einem Elektrolichtbogenofen unter Umgebungsdruck erschmolzen. Nach dem Abstich der Schmelze wird diese mit pfannenmetallurgischen Verfahren, beispielsweise mit einem Pfannenofen oder einer Entgasungsanlage, weiter behandelt, um im Stahl gelöste Gase, wie die im jeweiligen Stahl enthaltenen Wasserstoff-, Sauerstoff- und Stickstoffanteile zu verringern. Zur Desoxidation wird dabei insbesondere das Element Silicium in Massengehalten zwischen 0,1 und 0,4 % verwendet, um den in der flüssigen Schmelze gelösten Sauerstoff zu Oxiden abzubinden. Diese werden dann mit der Raffinationsschlacke abgeschieden.

[0004] Die Stickstofflöslichkeit bei der Herstellung im Elektroschlackofen unter Umgebungsdruck ist naturgemäß sehr gering. So erläutern beispielsweise H. Berns und J. Lueg in "Stickstofflegierte Werkzeugstähle", Neue Hütte 36 (1991) 1, S. 13 -18, dass in reinen Eisenschmelzen bei einer Temperatur von 1600 °C lediglich 0,04 % Stickstoff in Lösung gehen. Da diese Gehalte zudem im Zuge der erwähnten pfannenmetallurgischen Behandlungen weiter reduziert werden, enthalten auf diesem Wege hergestellte Stähle erfahrungsgemäß lediglich Stickstoffgehalte, die zwischen 0,005 und 0,025 Masse-% liegen.

[0005] Sofern besondere Anforderungen an ihren Reinheits- und den Seigerungsgrad gestellt werden, werden in Rede stehende Stähle ergänzend gemäß einem Elektroschlackeoder Lichtbogenvakuum-Umschmelzverfahren umgeschmolzen. Nach dem Gießen der Schmelze zu Blöcken oder als Strang bzw. nach dem ergänzenden Umschmelzen werden die Blöcke oder die stranggegossenen Riegel durch eine Warmformgebung, wie Schmieden oder Walzen, in die unterschiedlichen Lieferabmessungen gebracht.

[0006] Aufgrund ihrer unterschiedlichen Kohlenstoff- bzw. Carbidgehalte weisen die bekannten ledeburitischen Chromstähle im gehärteten und angelassenen Zustand eine unterschiedlich hohe verschleißbeständigkeit auf. Dabei sind die Carbide wegen der beim Block- oder Stranggießen nicht vermeidbaren Seigerungen zeilenförmig und ungleichmäßig im Werkstoffgefüge verteilt. Dies gilt selbst dann, wenn die Stähle nach dem Block- oder Stranggießen umgeschmolzen worden sind.

[0007] Die Carbidverteilung führt beispielsweise immer dann zu Problemen, wenn aus einem der bekannten Chromstähle ein Bauelement, beispielsweise ein Werkzeug, gefertigt werden soll, das eine gute Schneidkantenstabilität aufzuweisen hat. Ebenso sind in der Praxis Probleme festgestellt worden, wenn fein konturierte Werkzeugbereiche, wie beispielsweise Gewindegänge in Gewindewalzbacken, erzeugt werden sollen. Die jeweils vorhandene Struktur der Carbide bringt bei derartigen Anwendungen jeweils die Gefahr von Ausbröckelungen und Abplatzungen mit sich, welche im Ergebnis die Standzeit der jeweiligen Werkzeuge beträchtlich vermindern.

[0008] Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist aus der JP(A)09078199 ein konventionell erzeugter Stahl bekannt, der (in Gew.-%) 0,7 - 1,5 % C, max. 1,6 % Si, max 1,0 % Mn, 6.0 - 13,0 % Cr, Mo und /oder W in Gehalten, die die Bedingung (Mo+1/2W) = 0,7 - 3,0 %, 0,15 - 1,5 % V, 0,025 - 0,15 % N und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen enthält. Bei C-Gehalten, die über 0,9 % liegen, kann dieser Stahl zusätzlich 0,15 - 1,5 % Nb aufweisen. Der so zusammengesetzte Werkzeugstahl soll eine hohe Verschleißbeständigkeit besitzen, die mit einer großen Zähigkeit kombiniert ist. Eine hohe Härte des bekannten Stahls kann durch konventionelle Härtung erzielt werden.

[0009] Die Aufgabe der Erfindung bestand darin, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlwerkstoffs anzugeben, der eine weiter verbesserte Verschleißbeständigkeit und Formhaltigkeit aufweist.

[0010] Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren nach Anspruch 1 zur Herstellung eines stickstofflegierten Stahls von hoher Verschleißbeständigkeit mit folgender Zusammensetzung (in Masse-%):

C: 0,8 - 2,5 %

N: 0,03 - 0,75 %

Si: 0,15 - 1,8 %

Mn: ≤ 1,0 %

P: ≤ 0, 03 %

S: ≤ 0,05 %

Cr: 5,0 -11,5 %

Mo: 0,5 - 6,0 %

V: ≤ 4,0 %

Nb: ≤ 4,0 %

W: ≤ 3,5 %

O₂: ≤ 0,005 %

   und als Rest Eisen und übliche Verunreinigungen,
   wobei ein der Summe seiner gewichteten Gehalte an Cr, Mo, V, Nb und W entsprechender Verschleißfaktor S_V folgende Bedingung erfüllt:
   0,55 < S_V < 3,42 mit:

A_Cr : Cr-Gehalt in Masse-%,

A_Mo : Mo-Gehalt in Masse-%,

A_V : V-Gehalt in Masse-%,

A_Nb : Nb-Gehalt in Masse-%,

A_W : W-Gehalt in Masse-%,

   und wobei das Silicium-Stickstoff-Verhältnis V_SiN folgende Bedingung erfüllt:
   0,21 ≤ V_SiN < 3,31 mit:

V_SiN = A_Si + 2 A_N

A_Si : Si-Gehalt in Masse-%,

A_N : N-Gehalt in Masse-%,

   umfassend folgende Arbeitsschritte:

• Sprühkompaktieren des Stahls unter Verwendung von Stickstoff als Sprühgas ,
• Warmumformen des Stahls nach dem Sprühkompaktieren bei Anfangstemperaturen von bis zu 1150 °C,
• Abkühlen des warmumgeformten Stahls,
• Wiedererwärmen des abgekühlten Stahls auf eine Austenitisierungstemperatur von 1075°C bis 1225 °C,
• Abschrecken des wiedererwärmten Stahls und
• Anlassen des abgeschreckten Stahls bei Temperaturen von 150 °C - 625 °C.

[0011] Ein erfindungsgemäß durch Sprühkompaktieren erzeugter legierter Stahl zeichnet sich, anders als schmelzmetallurgisch hergestellte Stähle, durch einen hohen Kohlenstoff- und einen erhöhten Stickstoffgehalt bei gleichzeitig hohem Gehalt an sondercarbidbildenden und nitridbildenden Elementen aus, wodurch eine hohe Verschleißbeständigkeit erzielt wird. Dabei sind die enthaltenen Hartphasen, die in Form von Carbidausscheidungen vorwiegend des Typs MC (mit M = V, Nb, W) und M₇C₃ (mit M = Cr, Mo) sowie in Form von Carbonitridauscheidungen vorwiegend in der Form der Phasen M(C,N) (mit M = V, Nb, W) und M₇(C,N)₃ (mit M = Cr, Mo) vorliegen, aufgrund des Stickstoffzusatzes sowie des angewendeten Herstellverfahrens hinsichtlich ihrer Größe optimiert und homogen im Mikrogefüge verteilt. Dies führt einerseits dazu, dass aus erfindungsgemäß erzeugtem Stahl hergestellte Werkstücke eine erhöhte Haltbarkeit auch bei abrasiver Belastung aufweisen. Andererseits ist erfindungsgemäß erzeugter Stahl aufgrund der Homogenität seines Gefüges trotz der hohen Legierungs- und Hartphasengehalte gut warmumformbar. Diese Eigenschaften machen erfindungsgemäß erzeugten Stahl insbesondere zur Herstellung von Werkzeugen oder Bauelementen geeignet, die großen Verschleißbeanspruchungen unterworfen sind, wie sie beispielsweise allgemein beim Trennen von Werkstoffen oder in der kunststoffverarbeitenden Industrie wegen der Füllstoffgehalte moderner Kunststoffe gegeben sind.

[0012] Es ist festgestellt worden, dass erfindungsgemäß erzeugte, durch Sprühkompaktieren hergestellte stickstofflegierte Stähle verglichen mit ledeburitischen Stählen der eingangs erörterten Art bezogen auf den jeweiligen Anwendungsfall eine erhöhte Verschleißbeständigkeit und/oder eine verbesserte Zähigkeit besitzen. Im Ergebnis führen die verbesserten Eigenschaften erfindungsgemäß erzeugter Stähle zu einer Erhöhung der Standzeit von aus diesen Stählen hergestellten Werkzeugen oder Bauelementen. So weisen Schneidwerkzeuge, die aus einem erfindungsgemäß erzeugten Stahl hergestellt sind, eine verbesserte Schneidhaltigkeit und eine verbesserte Schneidkantenstabilität auf. Darüber hinaus besitzen aus erfindungsgemäß erzeugten Stählen hergestellte Bauelemente einen verbesserten Widerstand gegen Rissbildung. Des Weiteren lässt sich ein erfindungsgemäß erzeugter Stahl durch Anwendung eines geeigneten Wärmebehandlungsverfahrens auf eine Härte von bis zu 68 HRC härten.

[0013] Die Vorzüge eines erfindungsgemäß erzeugten Stahls werden, wie erwähnt, durch seine Legierungsbestandteile in Kombination mit einer besonderen Herstellungsweise, dem an sich bekannten Sprühkompaktieren, erreicht. Beim Sprühkompaktieren von Stahl wird in einem Gaszerstäuber eine Stahlschmelze in einem Schutzgasstrom in kugelförmige Tropfen zerstäubt. Durch das Gas werden die Metalltropfen schnell auf eine Temperatur abgekühlt, die zwischen Liquidus und Solidus liegt, häufig sogar unter Solidus. Die derart abgekühlten, sich mit hoher Geschwindigkeit bewegenden und eine feste oder teigige Konsistenz besitzenden Tropfen kompaktieren aufgrund der ihnen eigenen kinetischen Energie auf einem Substrat zu einem dichten Materialverbund. Über die schnelle Erstarrung aus der flüssigen Phase kann dabei der Aufbau des Gefüges des gesprühten Blocks direkt beeinflusst werden. Im Einzelnen ist das Sprühkompaktieren in den Aufsätzen "Near net-shape casting through metal spray deposition - The Osprey process", Otto H. Metelmann et al., Iron and Steel Engineer, November 1988, S. 25 - 29, oder "The Osprey Process: Principles and Applications", A.G. Leatham et al., The International Journal of Powder Metallurgy, Vol. 29, No. 4, S. 321 - 329, beschrieben.

[0014] Insbesondere hat sich das Sprühkompaktieren als wirkungsvolles Verfahren erwiesen, um den gewünschten Stickstoffgehalt in die genannten ledeburitischen Stähle einzubringen. Anders als mit den üblicherweise zum Aufsticken von Stählen eingesetzten, kostenintensiven Verfahren, wie dem Druckelektroschlackeumschmelzverfahren unter Stickstoffpartialdrücken von bis zu 42 bar oder das pulvermetallurgische Aufsticken von Metallpulver durch Ammoniak, zeichnet sich das Sprühkompaktieren sowohl durch seine Effektivität als auch durch seine Wirtschaftlichkeit aus. Bei der Erprobung des erfindungsgemäßen Verfahrens gelang es, durch Versprühen mit einem Stickstoffgas im erstarrten Block Gehalte von bis zu 0,85 Masse-% Stickstoff einzustellen. Darüber hinaus besteht bei dieser Vorgehensweise die Möglichkeit, die Schmelze vor dem Versprühen durch Einsatzstoffe wie Chromstickstoff oder nitriertes Ferrochrom mit einer Grundmenge an gelöstem Stickstoff vorzulegieren und die Metalltröpfchen im Gasstrom weiter aufzusticken.

[0015] Im Unterschied zum Gießen ermöglicht das Sprühkompaktieren die Herstellung seigerungs- und porenfreier Produkte, die eine homogene Struktur und eine hohe Dichte aufweisen. Dabei können bei höherer Flexibilität hinsichtlich der Form und weniger Verfahrensschritten ähnliche Produkteigenschaften wie bei der pulvermetallurgischen Herstellung derartiger Produkte erzielt werden.

[0016] Erfindungsgemäß erzeugte Stähle mit besonders hervorragenden Eigenschaften weisen neben den übrigen Legierungsbestandteilen einen C-Gehalt von 1,0 - 1,9 Masse-%, einen N-Gehalt von 0,05 - 0,5 Masse-%, einen Si-Gehalt von 0,15 - 1,5 Masse-%, einen Cr-Gehalt von 5,0 - 10,0 Masse-%, einen Mo-Gehalt von 0,5 - 5,5 Masse-%, einen V-Gehalt ≤ 3,5 Masse-%, einen Nb-Gehalt ≤ 3,5 Masse-% und einen W-Gehalt ≤ 3,0 % auf. Derart zusammengesetzte Stähle besitzen eine besonders hohe Verschleißbeständigkeit.

[0017] Ein Kohlenstoffanteil von mehr als 1 Masse-% und ein Stickstoffgehalt von mehr als 0,05 Masse-% ist vorteilhaft, um die eine Härte von mehr als 60 HRC zu erzielen. Gleichzeitig wird durch die Anwesenheit des Kohlenstoffs und des Stickstoffs auch die Menge der enthaltenen Hartphasen und somit das Verschleißverhalten günstig beeinflusst.

[0018] Insbesondere durch das Legieren mit.Stickstoff zeigt sich beim Sprühkompaktieren eine homogenisierende Wirkung auf das Mikrogefüge und eine Begrenzung der Hartphasengröße. Dies hat positive Auswirkungen auf die Zähigkeitseigenschaften erfindungsgemäß erzeugter Stähle. Gehalte des Elements Stickstoff, welche einen Wert von 0,75 Masse-% übersteigen, bewirken dagegen eine Verschlechterung des Verschleißverhaltens aufgrund hoher Restaustenitgehalte und stark verminderter Hartphasengrößen.

[0019] Das in Stählen aus Gründen der Desoxidation üblicherweise nur in geringen Mengen enthaltene Silicium ist bei einem erfindungsgemäßen Stahl mit einem Massengehalt von 0,1 % bis vorzugsweise 1,5 Masse-% vorgesehen, da es in der Grundmatrix gelöst bleibt und die Sekundärhärte erhöht. Zusätzlich ist festgestellt worden, dass mit zunehmendem Siliciumgehalt eine Abnahme des durch zunehmende Stickstoffgehalte verursachten Restaustenitgehaltes erreicht wird. Dieser vermindert als "weicher" Gefügebestandteil die Verschleißbeständigkeit. So ergänzen und beeinflussen sich die in den angegebenen Grenzen in erfindungsgemäßem Stahl enthaltenen Gehalte an Stickstoff und Silicium in ihrer Wirkung auf Härte und Verschleißbeständigkeit in optimaler Weise. Die gegenseitige Auswirkung der Stickstoff- und Siliciumgehalte auf den Restaustenitgehalt gehen aus Fig. 1 hervor, in welcher die röntgenographisch gemessenen Restaustenitgehalte in ledeburitischen Chromstählen erfindungsgemäßer Art in Abhängigkeit vom Silicium- und Stickstoffgehalt angegeben sind (Wärmebehandlung: 1075 °C / 15 min im Warmbad und 560 °C / 1h an Luft) .

[0020] Es ist festgestellt worden, dass die Anwesenheit von Wolfram für das Erreichen einer Härte in einem erfindungsgemäß erzeugten Stahl nicht zwingend notwendig ist, da die mindestens enthaltenen Sondercarbidbildner für die Bildung der erforderlichen Hartphasen ausreichen. Zur Vermeidung erhöhter Herstellkosten kann daher auf eine Zugabe von Wolfram zu dem erfindungsgemäß verwendeten Stahl verzichtet werden.

[0021] Kobalt ist in einem erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahl nicht enthalten, da dieses Element negative Auswirkungen auf die Zähigkeit haben kann und zu einer Verteuerung der Werkstoffkosten beitragen würde.

[0022] Der Chrom-Gehalt ist auf Werte ≤ 11,5 Masse-% beschränkt und liegt vorzugsweise in dem angegebenen, niedrigeren Gehaltsbereich, um ebenfalls die Zähigkeit des erfindungsgemäß erzeugten Stahls positiv zu beeinflussen.

[0023] Je nach Anwendungsfall kann es zudem günstig sein, wenn erfindungsgemäß erzeugter Stahl weitere ausscheidungshärtende Elemente, wie bis zu 0,75 Masse-% Stickstoff, bis zu 0,05 Masse-% Bor, bis zu 0,5 Masse-% Titan, bis zu 0,5 Masse-% Zirconium und/oder bis zu 0,25 Masse-% Aluminium, enthält. Durch diese zusätzlichen Legierungsbestandteile kann die Härte und damit die Verschleißbeständigkeit eines erfindungsgemäß erzeugten Stahls weiter gesteigert werden.

[0024] Es ist festgestellt worden, dass ein erfindungsgemäß erzeugte Stahl eine optimierte Verschleißbeständigkeit aufweist, wenn der der Summe seiner gewichteten Gehalte an den carbidbildenden Elementen Cr, Mo, V, Nb und W entsprechende Verschleißfaktor S_V zwischen 0,55 und 3,42 beträgt.

[0025] Gleichzeitig ist ein optimiertes Silicium-Stickstoff-Verhältnis V_SiN einzustellen, um die Wirkung des austenitstabilisierenden Elements Stickstoff durch die ferritstabilisierende Wirkung des Elements Silicium zu beeinflussen und die Verschleißbeständigkeit bei erfindungsgemäßen Stählen weiter zu optimieren. Es hat sich gezeigt, dass bei Einhaltung des erfindungsgemäß für das Stickstoff-Silicium-Verhältnis vorgesehenen Bereichs von 0,21 bis 3,31 die für die Verschleißbeständigkeit schädlichen Restaustenitbestandteile bereits nach einem einmaligen Anlassvorgang auf Werte ≤ 25 % vermindert werden können.

[0026] Gemäß einer weiteren vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung enthält erfindungsgemäß erzeugter, stickstofflegierter Stahl zusätzliche Hartstoffe, wie Titancarbid (TiC), Siliciumcarbid (SiC), Niobcarbid (NbC), Chromcarbid (CrC), Titannitrid (TiN) Wolframcarbid (WC), in seiner Matrix, welche im Zuge des Sprühkompaktierens als feste Partikel in den Sprühstrahl injiziert worden sind. Diese Maßnahme bewirkt eine weitere Erhöhung der Verschleißbeständigkeit, wobei die guten Zähigkeitseigenschaften der stickstofflegierten Matrix erhalten bleiben.

[0027] Vorzugsweise erfolgt das Anlassen bei Temperaturen zwischen 150 °C und 300 °C oder zwischen 500 °C und 625 °C. Im Gegensatz zu druckaufgestickten Stählen ist bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens aufgrund der optimalen Einstellung des Silicium-Stickstoff-Verhältnisses ein Tiefkühlen zur Restaustenitumwandlung nicht erforderlich. Bei Einhaltung der erfindungsgemäßen Verfahrensparameter kann eine Härte bis zu 68 HRC selbst dann erzielt werden, wenn im Zuge der weiteren Verarbeitung ergänzende Umformschritte erforderlich sind. Die Warmumformung kann dabei durch Schmieden oder Walzen erfolgen.

[0028] Schließlich kann ein erfindungsgemäß erzeugter Stahl besonders gut zur Erzeugung eines Verbundwerkstoffs genutzt werden, der mindestens eine durch einen ersten Stahl erzeugte erste Schicht und mindestens eine zweite, durch einen erfindungsgemäßen sprühkompaktierten Stahl gebildete zweite Schicht aufweist, wobei der Stahl der ersten Schicht eine andere Zusammensetzung aufweist als der sprühkompaktierte Stahl. Bei einem solchen Verbundwerkstoff können die unterschiedlichen Eigenschaften der einzelnen Schichten in optimaler Weise miteinander kombiniert werden. So kann der erfindungsgemäße Stahl beispielsweise auf einer zähfesten ersten Schicht eine verschleißbeständige Deckschicht bilden.

[0029] Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.

[0030] In Tabelle 1 sind die chemischen Zusammensetzungen von sieben Stählen A - G in Masse-% angegeben. Zudem sind für jeden der Stähle der Verschleißfaktor S_V, das Silicium-Stickstoffverhältnis V_SiN und der in einem Verschleißversuch ermittelte Abrieb in Gramm verzeichnet.

[0031] Bei den Stählen A - D handelt es sich um erfindungsgemäß erzeugte Stähle, während die Stähle E - G zum Vergleich angeführt sind.

[0032] Zur Herstellung sprühkompaktierter, stickstofflegierter Stähle ist aus Schrott und/oder reinen Metallen jeweils unter Zugabe der erforderlichen Legierungsbestandteile eine Schmelze erstellt worden. Anschließend ist die Schmelze in einem stickstoffhaltigen Schutzgasstrom in kugelförmige Tröpfchen zerstäubt worden.

[0033] Im Zuge der Zerstäubung in dem stickstoffhaltigen Gasstrom erfolgte eine Aufstickung und schnelle Abkühlung der Metalltröpfchen auf eine Temperatur zwischen Liquidus und Solidus, so dass die Tröpfchen nach der Abkühlung im Gasstrom eine feste bis teigige Konsistenz aufwiesen. Dabei waren die so beschaffenen, sich mit einer hohen Geschwindigkeit von 40 bis 80 m/s bewegenden Tröpfchen auf eine Grundplatte gerichtet, auf welcher die Tröpfchen aufgrund der ihnen eigenen hohen kinetischen Energie zu einem dichten Materialverbund kompaktierten. Der auf diese Weise durch Sprühkompaktieren erzeugte Block wies aufgrund der im Gasstrom erfolgenden schnellen Erstarrung der Metalltröpfchen aus der Flüssigphase und aufgrund des eingebrachten Stickstoffgehaltes eine gleichmäßige Verteilung der Hartphasen und Carbid- bzw. Carbonitridgrößen auf, die im Vergleich zu schmelzmetallurgisch erzeugten Stählen deutlich vermindert sind.

[0034] Die Figuren 2 und 3 zeigen jeweils das Schliffbild eines durch Sprühkompaktieren in erfindungsgemäßer Weise erzeugten, stickstofflegierten Stahls im geglühten Zustand, wobei in Fig. 1 das jeweilige Mikrogefüge bei einer Vergrößerung von 100:1 und in Fig. 3 bei einer Vergrößerung von 500:1 dargestellt ist.

[0035] Die Figuren 4 und 5 zeigen zum Vergleich eine entsprechende Darstellung des Mikrogefüges desselben Stahles ohne Stickstoffzusatz, wenn dieser in konventioneller Weise schmelzmetallurgisch erzeugt wird.

[0036] Die aus den Figuren 2 und 3 ohne Weiteres ersichtliche hohe Gefügehomogenität ermöglicht die problemlose Umformung des sprühkompaktierten Blocks durch Schmieden oder Walzen. Der Umformung vorausgehend kann eine Block- bzw. Diffusionsglühung erfolgen.

[0037] Die verbesserte Umformbarkeit erfindungsgemäß erzeugter Stähle ermöglicht es, die Warmformung bei gegenüber der herkömmlichen Vorgehensweise niedrigeren Temperaturen durchzuführen. Die jeweils erforderliche Härte der aus den erfindungsgemäßen Stählen hergestellten Bauelemente oder Werkzeuge lässt sich nach der Formgebung durch ein Härten von einer Austenitisierungstemperatur zwischen 1075 °C und 1225 °C mit nachfolgendem Anlassen zwischen 150 °C und 625 °C einstellen, wobei Härten von bis zu 68 HRC erreicht werden können.

[0038] Erfindungsgemäße Stähle weisen ein ausgewogenes Verhältnis zwischen den carbid- bzw. carbonitridbildenden Elementen auf, welches durch den zwischen 0,55 und 3,42 liegenden, in der voranstehend erläuterten Weise bestimmten Verschleißfaktor S_V gekennzeichnet ist. Dieses ausgewogene Verhältnis der Carbid-/Carbonitridbildner führt zu einer überlegenen Verschleißbeständigkeit erfindungsgemäß erzeugter Stähle, welche in Verschleißversuchen bestätigt wurde (Fig. 6).

[0039] In diesen Versuchen wurde das Verschleißverhalten der Stähle A - G bei rollender Reibung bei einer Arbeit von 8,0 Nm x 10^-6 überprüft, wobei die Gegenrolle jeweils aus dem Schnellarbeitsstahl mit der Werkstoffnummer 1.3207 gemäß Stahl-Eisen-Liste hergestellt war und eine Härte von 67 HRC aufwies.

[0040] Zur Überprüfung der Verschleiß- und Formhaltigkeit eines erfindungsgemäß erzeugten Stahls in der Praxis wurde in einer ersten Untersuchung durch Sprühkompaktieren ein Rohblock mit einem Durchmesser von 400 mm aus dem stickstofflegierten Stahl C gefertigt, dessen Zusammensetzung in Tabelle 1 angegeben ist. Mit einer Langschmiedemaschine wurde dieser Block in einer zweihitzigen Schmiedung auf einen Durchmesser von 115 mm verformt, wobei die Schmiedeanfangstemperatur bei 980 °C und die Schmiedeendtemperatur bei 969 °C lag.

[0041] Der geschmiedete Block wurde anschließend weichgeglüht. Aus dem weichgeglühten Material wurden dann Gewindewalzenbacken hergestellt, deren Abmessungen 85 mm x 50 mm x 24 mm und 95 mm x 50 mm x 24 mm betrugen. Diese Werkzeuge wurden darauffolgend durch Wärmebehandlung auf eine Härte von 62 HRC gebracht.

[0042] Mit den Gewindewalzenbacken wurden Schrauben aus einem nicht-rostenden Stahl mit der Werkstoffnummer 1.4401 gemäß Stahl-Eisen-Liste hergestellt. Die Arbeitsergebnisse und der Verschleißzustand der aus dem erfindungsgemäß erzeugten Stahl hergestellten Werkzeuge wurden mit den Arbeitsergebnissen und dem Verschleißzustand von Gewindewalzenbacken verglichen, die aus einem schmelzmetallurgisch erzeugten Stahl identischer chemischer Zusammensetzung, jedoch ohne Stickstoffzusatz, hergestellt worden waren. Es zeigte sich, dass die Standzeit der aus erfindungsgemäßem Stahl hergestellten Gewindewalzenbacken doppelt so hoch war wie die Standzeit der Gewindewalzenbacken, die aus dem herkömmlich erzeugten Stahl identischer Zusammensetzung hergestellt worden waren. So ließen sich mit den aus erfindungsgemäßem Stahl erzeugten Werkzeugen 140.000 Schrauben fertigen, während die aus herkömmlich erzeugtem Stahl hergestellten Werkzeuge nach der Fertigung von 70.000 Schrauben verschlissen waren. Besonders hervorzuheben ist in diesem Zusammenhang die exzellente Formstabilität der aus erfindungsgemäß erzeugten Stahl hergestellten Werkzeuge im Bereich der Gewindespitzen.

[0043] In einer zweiten Untersuchung wurde der durch Sprühkompaktieren hergestellte, stickstofflegierte Stahl C der Tabelle 1 auf eine Abmessung von 160 mm x 160 mm ausgeschmiedet und weichgeglüht. Aus dem geschmiedeten Stahl wurden Stanzwerkzeuge für aus einem mikrolegierten Stahl bestehende Kettenglieder hergestellt, die aus Blechen mit einer Dicke von 4 mm gestanzt wurden.

[0044] Die Arbeitsergebnisse und das Verschleißverhalten der aus dem erfindungsgemäß erzeugten Stahl hergestellten Stanzwerkzeuge wurden wiederum mit einem Stanzwerkzeug verglichen, welches aus einem schmelzmetallurgisch hergestellten Stahl derselben Zusammensetzung, jedoch ohne Stickstoff, erzeugt worden waren. Es zeigte sich auch in diesem Fall, dass das aus erfindungsgemäß erzeugten Stahl hergestellte Werkzeug eine deutlich verbesserte Standzeit aufwies als das Vergleichswerkzeug. So war das aus erfindungsgemäß erzeugten Stahl hergestellte Stanzwerkzeug nach der Fertigung von 290.000 Kettengliedern noch einsatzbereit, während das Vergleichswerkzeug nach der Stanzung von 200.000 Kettengliedern bereits verschlissen war. Hervorzuheben ist in diesem Zusammenhang die auch nach der Fertigung von 290.000 Kettengliedern noch vorhandene sehr gute Schneidkantenstabilität des aus dem erfindungsgemäß erzeugten Stahl hergestellten Stanzwerkzeugs.

Ansprüche

1. Verfahren zur Herstellung eines stickstofflegierten Stahls von hoher Verschleißbeständigkeit mit folgender Zusammensetzung (in Masse-%):

C: 0,8 - 2,5 %

N: 0,03 - 0,75 %

Si: 0,15 - 1,8 %

Mn: ≤ 1,0 %

P: ≤ 0,03 %

S: ≤ 0,05 %

Cr: 5,0 -11,5 %

Mo: 0,5 - 6,0 %

V: ≤ 4,0 %

Nb: ≤ 4,0 %

W: ≤ 3,5 %

O₂: ≤ 0,005 %

mit bis zu 0,05 % B, bis zu 0,5 % Ti, bis zu 0,5 % Zr, bis zu 0,25 % Al als fakultative Legierungsbestendteile
und als Rest Eisen und übliche Verunreinigungen,
wobei ein der Summe seiner gewichteten Gehalte an Cr, Mo, V, Nb und W entsprechender Verschleißfaktor S_V folgende Bedingung erfüllt:
0,55 < S_V < 3,42 mit:

A_Cr : Cr-Gehalt in Masse-%,

A_Mo : Mo-Gehalt in Masse-%,

A_V : V-Gehalt in Masse-%,

A_Nb : Nb-Gehalt in Masse-%,

A_W : W-Gehalt in Masse-%,

und wobei das Silicium-Stickstoff-Verhältnis V_SiN folgende Bedingung erfüllt:
0,21 ≤ V_SiN < 3, 31 mit:

V_SiN = A_Si + 2 A_N

A_Si : Si-Gehalt in Masse-%,

A_N : N-Gehalt in Masse-%,

umfassend folgende Arbeitsschritte:

- Sprühkompaktieren des Stahls unter Verwendung von Stickstoff als Sprühgas ,

- Warmumformen des Stahls nach dem Sprühkompaktieren bei Anfangstemperaturen von bis zu 1150 °C,

- Abkühlen des warmumgeformten Stahls,

- Wiedererwärmen des abgekühlten Stahls auf eine Austenitisierungstemperatur von 1075°C bis 1225 °C,

- Abschrecken des wiedererwärmten Stahls und

- Anlassen des abgeschreckten Stahls bei Temperaturen von 150 °C - 625 °C.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Anlassen bei Temperaturen zwischen 150 °C und 300 °C erfolgt.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Anlassen bei Temperaturen zwischen 500 °C und 625 °C erfolgt.

4. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl einen C-Gehalt von 1,0 - 1,9 Masse-%, einen N-Gehalt von 0,05 - 0,5 Masse-%, einen Si-Gehalt 0,15 - 1,5 Masse-%, einen Cr-Gehalt von 5,0 - 10,0 Masse-%, einen Mo-Gehalt von 0,5 - 5,5 Masse-%, einen V-Gehalt ≤ 3,5 Masse-%, einen Nb-Gehalt ≤ 3,5 Masse-% und einen W-Gehalt ≤ 3,0 Masse-% aufweist.

5. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl bis zu 0,05 Masse-% Bor enthält.

6. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl bis zu 0,5 Masse-% Titan enthält.

7. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl bis zu 0,5 Masse-% Zirconium enthält.

8. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl bis zu 0,25 Masse-% Aluminium enthält.

9. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl zusätzliche Hartstoffe, wie Titancarbid, Siliciumcarbid, Niobcarbid, Chromcarbid, Titannitrid, Wolframcarbid, in seiner Matrix enthält, welche im Zuge des Sprühkompaktierens als feste Partikel in den Sprühstrahl injiziert worden sind.

Claims

1. Method for the production of a nitrogen alloyed steel with high wear resistance having the following composition (in mass %):

C: 0.8 - 2.5 %

N: 0.03 - 0.75 %

Si: 0.15 - 1.8 %

Mn: ≤ 1.0 %

P: ≤ 0.03 %

S: ≤ 0.05 %

Cr: 5.0 - 11.5 %

Mo: 0.5 - 6.0 %

V; ≤ 4.0 %

Nb: ≤ 4.0 %

W: ≤ 3.5 %

O₂: ≤ 0.005 %

with up to 0.05 % B, up to 0.5 % Ti, up to 0.5 % Zr, up to 0.25 % Al as facultative alloying constituents
and iron and typical impurities as the remainder,
wherein a wear factor S_v corresponding to the sum of its weighted contents of Cr, Mo, V, Nb and W satisfies the following condition:
0.55 < S_v < 3.42 where:

A_Cr : Cr content in mass %,

A_Mo : Mo content in mass %,

A_V : V content in mass %,

A_Nb : Nb content in mass %,

A_W : W content in mass %,

and wherein the ratio of silicon to nitrogen V_SiN satisfies the following condition:
0.21 ≤ V_SiN < 3.31 where:

V_SiN = A_Si + 2 A_N

A_Si : Si content in mass %,

A_N : N content in mass %,

comprising the following steps:

- spray forming of the steel using nitrogen as the spraying gas,

- hot forming of the steel following spray forming at initial temperatures of up to 1150 °C,

- cooling down of the hot formed steel,

- reheating of the cooled steel to an austenitising temperature of 1075 °C to 1225 °C,

- quenching of the reheated steel and

- tempering of the quenched steel at temperatures of 150 °C - 625 °C.

2. Method in accordance with Claim 1, characterised in that tempering takes place at temperatures between 150 °C and 300 °C.

3. Method in accordance with Claim 1, characterised in that tempering takes place at temperatures between 500 °C and 625 °C.

4. Method in accordance with one of the previous claims, characterised in that the steel has a C content of 1.0 - 1.9 mass %, an N content of 0.05 - 0.5 mass %, an Si content of 0.15 - 1.5 mass %, a Cr content of 5.0 - 10.0 mass %, an Mo content of 0.5 - 5.5 mass %, a V content ≤ 3.5 mass %, an Nb content ≤ 3.5 mass % and a W content ≤ 3.0 mass %.

5. Method in accordance with one of the previous claims, characterised in that the steel contains up to 0.05 mass % of boron.

6. Method in accordance with one of the previous claims, characterised in that the steel contains up to 0.5 mass % of titanium.

7. Method in accordance with one of the previous claims, characterised in that the steel contains up to 0.5 mass % of zirconium.

8. Method in accordance with one of the previous claims, characterised in that the steel contains up to 0.25 mass % of aluminium.

9. Method in accordance with one of the previous claims, characterised in that the steel contains additional hard materials in its matrix such as titanium carbide, silicon carbide, niobium carbide, chromium carbide, titanium nitride, tungsten nitride, which have been injected into the spraying jet as solid particles in the course of spray forming.

Revendications

1. Procédé de fabrication d'un acier allié à l'azote de haute résistance à l'usure, ayant la composition suivante (en % en masse) :

C : 0,8 à 2,5%

N : 0,03 à 0,75%

Si : 0,15 à 1,8%

Mn : ≤ 1,0%

P : ≤ 0,03%

S : ≤ 0,05%

Cr : 5,0 à 11,5%

Mo : 0,5 à 6,0 %

V : ≤ 4,0%

Nb : ≤ 4,0%

W : ≤ 3,5%

O₂ : 0,005%

avec jusqu'à 0,05% de B, jusqu'à 0,5% de Ti, jusqu'à 0,5% de Zr, jusqu'à 0,25% d'Al à titre de composés d'alliage facultatifs
   et le reste étant du fer et des impuretés usuelles,
   où un facteur d'usure S_V, qui reflète la somme de ses teneurs en masse en Cr, Mo, V, Nb et W, satisfaisant la condition suivante :
   0,55 < S_V <3,42
avec :

A_Cr : teneur en Cr en % en masse,

A_Mo : teneur en Mo en % en masse,

A_V : teneur en V en % en masse,

A_Nb : teneur en Nb en % en masse,

A_W : teneur en Cr en % en masse,

et le rapport silicium-azote V_SiN remplissant la condition suivante :
   0,21 ≤ V_SiN < 3,31 avec

V_SiN = A_Si + 2 A_N

A_Si : teneur en Si en % en poids,

A_N : teneur en N en % en poids,

le procédé comportant les étapes suivantes consistant à :

- compacter par pulvérisation l'acier, en utilisant de l'azote comme gaz de pulvérisation,

- mettre en forme l'acier à chaud après le compactage par pulvérisation, à des températures de départ inférieure ou égale à 1150°C,

- refroidir l'acier mis en forme à chaud,

- réchauffer l'acier refroidi à une température d'austénitisation de 1075°C à 1225°C,

- tremper l'acier réchauffé ; et

- recuire l'acier trempé à des températures de 150°C à 625°C.

2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que le recuit est effectué à des températures comprises entre 150°C et 300°C.

3. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que le recuit est effectué à des températures comprises entre 500°C et 625°C.

4. Procédé selon l'une des revendications précédentes, caractérisé en ce que l'acier a une teneur en C de 1,0 à 1,9% en masse, une teneur en N de 0,05 à 0,5% en masse, une teneur en Si de 0,15 à 1,5% en masse, une teneur en Cr de 5,0 à 10,0% en masse, une teneur en Mo de 0,5 à 5,5% en masse, une teneur en V ≤ 3,5% en masse, une teneur en Nb ≤ 3,5% en masse et une teneur en W ≤ 3,0% en masse.

5. Procédé selon l'une des revendications précédentes, caractérisé en ce que l'acier contient jusqu'à 0,05% en masse de bore.

6. Procédé selon l'une des revendications précédentes, caractérisé en ce que l'acier contient jusqu'à 0,5% en masse de titane.

7. Procédé selon l'une des revendications précédentes, caractérisé en ce que l'acier contient jusqu'à 0,5% en masse de zirconium.

8. Procédé selon l'une des revendications précédentes, caractérisé en ce que l'acier contient jusqu'à 0,25% en masse d'aluminium.

9. Procédé selon l'une des revendications précédentes, caractérisé en ce que l'acier contient dans sa matrice des matières dures additionnelles, telles que du carbure de titane, du carbure de silicium, du carbure de niobium, du carbure de chrome, du nitrure de titane, du carbure de tungstène, qui ont été injectées sous forme de particules solides dans le faisceau de pulvérisation au cours du compactage par pulvérisation.

Zeichnung